1、研究背景
开发工业应用的金属材料的挑战在于难以实现材料的高强度和延展性之间的平衡，通常称为强度-延展性权衡。多组分高熵合金（HEAs）的提出扩大了开发优异机械、物理和化学性能的新材料的组成空间。然而，大多数HEAs是通过传统铸造或锻造工艺制造，严重限制了复杂形状零件及其超细晶粒结构的生产。因此，探索新制造工艺对HEAs的实际应用至关重要。增材制造（AM）是一项预示着金属加工新时代的革命性技术，在材料加工中显示出明显的优势，尤其在生产复杂的三维近净形状零件（不能通过粉末冶金、铸造或变形工艺制造）时。在所有AM中，激光粉末床融合（LPBF）AM技术由于其快速的加热/冷却循环，在生产HEA零件时表现出比传统制造工艺压倒性的优势。该技术在制造具有超细晶粒尺寸和高精度的复杂形状HEA零件方面显示出巨大的潜力。
尽管通过LPBF制造全致密零件是令人感兴趣的领域，但由于LPBF过程中的高度非平衡凝固和热循环，它在各种加工合金中遇到了微尺度应力诱导开裂的重大挑战。这些条件导致了显著的热梯度和快速冷却速率（105-108K·s-1），不可避免地会引起显著的热应力/残余应力，并增强对热撕裂的易感性。这种高应力很容易引发微裂纹，导致LPBF印刷零件的印刷性和机械性能的潜在退化。因此，解决由热应力引起的有害影响对LPBF印刷HEA的广泛应用提出了重大挑战。
2、研究内容
近日，华南理工大学韩昌骏与中南大学甘科夫及李瑞迪合作报道了一种新方法，通过控制层错能（SFE）以抑制裂纹并提高AM生产合金的机械性能。研究者认为诱导原位形成平面缺陷，如堆垛层错、孪晶和片状马氏体，可以有效耗散热循环诱导应力引起的内能，从而显著减少低SFE合金中微裂纹的发生。由于在激光粉末床融合（LPBF）AM中存在微裂纹，因此选择等摩尔FeCoCrNi成分的高熵合金（HEA）作为原型材料。引入少量（≈2.4at%）Al掺杂可以有效降低SFE，并形成在LPBF过程中有效耗散热应力的多尺度微观结构。与微裂纹的无Al HEA不同，Al掺杂HEA（Al0.1CoCrFeNi）是无裂纹的，在不影响拉伸强度的情况下，伸长率提高了≈55%。此外，降低的SFE增强了对裂纹扩展的抵抗力，从而提高了AM印刷产品的耐久性。这项研究为通过使用激光增材制造工艺操纵SFE来实现高质量的无裂纹金属零件提供了有价值的见解。控制SFE以抑制裂纹的策略可以扩展到其他增材制造的合金系统，为生产无裂纹合金提供了一种新的方法。
相关研究工作以“Manipulating Stacking Fault Energy to Achieve Crack Inhibition and Superior Strength–Ductility Synergy in an Additively Manufactured High-Entropy Alloy”为题发表在国际顶级期刊《Advanced Materials》上。
3、研究内容
研究者制备了两批合金，即等原子的无Al FeCoCrNi和2.4at%Al掺杂Al0.1FeCoCrNi HEAs，以阐明SFE对LPBF印刷HEAs的微观结构特征和机械性能的影响。为了量化热应力诱导的微裂纹，对HEAs进行了X-CT和EBSD分析。即使在最佳激光打印参数下，无Al HEA持续存在微裂纹和孔隙（图1b，c），在Al 掺杂HEA中发现最小孔隙率（<0.02%）（图1e）。这一结果证实了热残余应力引起的裂纹不受印刷参数的影响。
此外，尽管无Al HEA表现出与传统LPBF印刷金属和合金相关的典型熔池形态（图1c），但在Al 掺杂HEA中，这种熔池消失，反而显示出大量柱状晶粒占据其基体（图1f）。可以观察到，两个样品的纹理在垂直和水平平面上都表现出弱的<100>和<110>纹理。这些纹理的强度也相对较低，表明纹理的效果可能并不显著。值得注意的是，尽管添加了少量Al，但两种印刷HEAs的平均晶粒尺寸（无Al≈66.79，掺杂Al≈58.62µm）并没有显著变化。这一现象表明，在LPBF过程中，添加Al可以有效改变微观结构特征，消除应力诱导的微缺陷。
图1. LPBF通过降低SFE制备无裂纹FeCoCrNi HEA概述
图2a，b描绘了沿FCC基体[110]区轴的无Al HEA的亮场（BF）STEM图像。在无Al HEA中产生了由密集位错壁界定的单元块，而在这些等轴单元块中位错段相对较少。这种蜂窝状结构通常在退火的高SFE金属中观察到，其中位错交叉滑移在高温下占主导地位（例如，纯Al和中碳钢）。图2d，e显示了在相同LPBF下Al 掺杂HEA的BF-STEM图像。少量添加Al（2.4at%）后，上述单元结构消失，变成了占据合金基体的许多分散的直位错段。此外，在放大的STEM图像中观察到几个平面堆垛层错。对Al掺杂HEA中的元素分布进行EDS分析，结果表明所有元素在基体内均匀分散。这一结果表明，Al掺杂显著抑制了位错交叉滑移，但平面滑移反而占主导地位（图2b，e）。
图2. LPBF印刷的无Al 和掺铝HEAs的微观结构和SFE计算
图3a显示了LPBF印刷的等原子FeCoCrNi HEA的XRD曲线。结果表明，与无Al HEA（即207±31MPa）相比，Al 掺杂HEA表现出更低的残余应力（~83±43MPa），表明降低的SFE可以促进LPBF过程中热诱导残余应力的降低。如前所述，高残余应力可能导致翘曲，甚至出现可见裂纹（图1d，g）。降低的SFE促进了印刷HEAs中平面断层的形成，耗散了储存的变形能量，并促进了快速凝固后的热应力释放。
通过TKD获得的印刷HEAs的亚微米级应变分布图，如图3e，i所示。在无Al HEA中，靠近单元结构的致密位错壁的区域表现出应变集中，这在LPBF过程中优先引发微裂纹的产生（图3e）。相反，在没有单元块的Al 掺杂HEA中应变浓度几乎消失（图3i），表明添加Al降低了LPBF印刷HEA中的残余热应变并减轻了原子应变局部化。值得注意的是，压缩应变主导了Al 掺杂HEA中的原子应变场（图3f-h），而无Al HEA中拉伸应变主导（图3j-l）。残余压缩应变的存在增强了Al掺杂HEA的强度和抗裂性，从而提高了印刷部件的耐久性。因此，可以得出结论，在LPBF印刷的金属材料中控制SFE，有效提高了它们对应力诱导开裂的抵抗力。
图3. LPBF印刷的无Al 和掺铝HEAs的残余应力和原子应变场分析
图4a中，对于LPBF印刷HEAs，在Al掺杂后，屈服强度（YS，从≈560增至585MPa）和极限抗拉强度（UTS，从≈673增至712MPa）都显著增加；此外，拉伸伸长率也显著提高，从≈33.8增至52.5%。本研究的具有特殊延展性的Al掺杂HEA表现出比许多先前报道的LPBF印刷HEA更高的强度。对于铸造样品，在Al掺杂后YS和UTS值也增加，而拉伸伸长率没有明显变化。表明在不添加Al时，微裂纹主要导致LBPF印刷HEA的拉伸伸长率降低。此外，通过DIC方法分析了拉伸加载过程中Al掺杂HEA上的应变分配，如图4b所示。在早期塑性阶段（≈10%拉伸应变），沿加载方向观察到≈45°的Lüders窄带，表明存在变形不均匀性。
如图4c-k所示，在局部应变接近断裂极限的区域（≈80%），两种HEAs中都观察到大量位错缠结和机械孪晶。然而，六方紧密堆积（HCP）结构的不同多层仅在变形的Al掺杂HEA中形成（图4h-k）。图4h表明，HCP片层的形成是由位移相变过程中平面位错滑移产生的ε-马氏体引起。据记载，富集的层错、机械孪晶和ε-马氏体转变有助于改善变形HEA内的应变均匀性，从而减轻应变局部化并增强合金的可变形性。因此，在Al掺杂HEA中，Lüders带的形成被有效抑制，如图4b所示。上述结果重申了Al掺杂可以降低LPBF印刷HEAs的SFE值。
图4. LPBF分别在断裂区附近印刷FeCoCrNi和Al0.1CoCrFeNi HEAs的力学性能和变形微观结构
研究者在两组印刷HEAs上进行了进一步的疲劳裂纹扩展（FCG）实验，以研究调谐SFE对裂纹扩展速率的影响，如图5a-j所示。图5a显示了两种HEAs的FCG速率和应力强度因子范围（ΔK）之间的关系，两者之间仅略有差异。然而，一旦ΔK值超过80MPa·m-2，Al掺杂HEA的FCG速率就变得比无Al HEA慢，表明掺杂Al后在高应力水平下对裂纹生长的抵抗力增强。图5b中可以看出，与掺杂Al HEA相比，相同数量的循环导致无Al HEA中形成更大的裂纹长度。
图5. LPBF印刷HEAs的疲劳裂纹扩展试验结果和裂纹扩展特征
4、结论与展望
总之，这项研究提出了一种新方法，通过控制SFE策略以减轻LPBF生产的HEA零件中热应力引起的微裂纹。通过在FeNiCoCr基体中引入≈2.4at%Al的少量掺杂，通过LPBF成功制备了无裂纹的HEA零件。此外，与无Al对应物相比，Al掺杂HEA表现出改善的机械强度和延展性。通过TEM和第一性原理计算，证实了添加Al降低了FeNiCoCr HEA的SFE值。因此，在印刷的无Al HEA中，由密集位错壁组成的典型单元块结构在Al掺杂后转变为分散分布的位错，导致由平面断层控制的主要变形机制。此外，降低的SFE增强了该合金对裂纹扩展的抵抗力，从而显著提高了LPBF印刷金属零件在潜在工业应用中的耐用性。这项工作为开发具有卓越强度-延展性协同作用和无裂纹特性的增材制造合金提供了宝贵的见解。
文献链接：
https://onlinelibrary.wiley.com/doi/10.1002/adma.202310160
